(57)【要約】    【課題】自動車や各種の産業機械用の高強度構造部材の素材として好適な、強度、靱性及び「強度−延性バランス」に優れた熱延鋼材の提供。    【解決手段】C：0.05〜0.20％、Ti：0.01〜2％及びB：0.001〜0.5％を含み、式中の元素記号をその元素の質量％での鋼中含有量として、「2｛（Ti/48）-（N/14）｝＞（B/11）の式を満たす化学組成を有する熱延鋼材であって、鋼中に斜方晶構造のTiB粒子及び立方晶構造のTiC粒子を含む熱延鋼材。化学組成が上記の規定に加えて、更に、Si：0.01〜2.0％、Mn：0.5〜2.0％、sol.Al：0.002〜0.05％、Nb：0〜0.1％及びV：0〜0.3％を含み、残部はFeと不純物からなり、不純物中のNは0.01％以下の熱延鋼材でもよい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜２％及びＢ：０．００１〜０．５％を含み、且つ下記の(1)式を満たす化学組成を有する熱延鋼材であって、鋼中に斜方晶構造のＴｉＢ粒子及び立方晶構造のＴｉＣ粒子を含むことを特徴とする熱延鋼材。
２｛（Ｔｉ／４８）−（Ｎ／１４）｝＞（Ｂ／１１）・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を示す。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜２％、Ｂ：０．００１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎｂ：０〜０．１％及びＶ：０〜０．３％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１％以下、且つ、下記の(1)式を満たす化学組成を有する熱延鋼材であって、鋼中に斜方晶構造のＴｉＢ粒子及び立方晶構造のＴｉＣ粒子を含むことを特徴とする熱延鋼材。
２｛（Ｔｉ／４８）−（Ｎ／１４）｝＞（Ｂ／１１）・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を示す。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜２％、Ｂ：０．００１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎｂ：０〜０．１％及びＶ：０〜０．３％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１％以下、且つ、下記の(1)式を満たす化学組成を有する鋼塊又は鋼片から熱延鋼材を製造する方法であって、１２００℃以上の温度を有する前記の鋼塊又は鋼片の熱間での加工工程に、２０℃／ｓ以上の冷却速度で１１００〜９００℃の温度範囲の温度Ｔ℃まで冷却して１００ｓ-1以下の歪速度で圧下率１０％以上の加工を施す工程を含むことを特徴とする、鋼中に斜方晶構造のＴｉＢ粒子及び立方晶構造のＴｉＣ粒子を含む熱延鋼材の製造方法。
２｛（Ｔｉ／４８）−（Ｎ／１４）｝＞（Ｂ／１１）・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱延鋼材及びその製造方法に関し、詳しくは、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度部材の素材として好適な熱延鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
熱延鋼材の高強度化手法として、微細析出物による析出強化及び結晶粒の微細化による強化がよく知られている。そして、熱延過程ではＴｉ系の炭化物や炭窒化物が微細析出して結晶粒の粗大化抑制に寄与する、換言すれば、結晶粒の微細化に寄与することから、Ｔｉを適量含有する高強度熱延鋼板が種々開発されている。
【０００３】
しかしながら、ＴｉＣを多量に含有する場合には靱性や加工性が劣化するという問題がある。このため、靱性や加工性を高めた熱延鋼板が特許文献１及び特許文献２に開示されている。
【０００４】
特許文献１には、ＴｉＣの微細析出により高強度化を実現し、フェライト結晶粒の微細化により靱性を改善する技術が提案されている。具体的には、Ｔｉ及びＣ含有量の制御によりＴｉＣの析出量を調整し、更に、熱間圧延後の高速冷却によりＴｉＣの粗大化を抑制するとともに、微量Ｂの添加と熱間圧延後の高速冷却によって、引張強さが９５０ＭＰａ以上で、結晶粒の粒径が１０μｍ以下のフェライトを得る技術である。
【０００５】
なお、Ｂ添加鋼の場合には、ＢＮの析出を抑えるために、過剰なＮをＴｉと結合させる必要がある。しかし、ＴｉＮは液相から晶出するか高温で析出するので、粗大化して靱性及び延性に悪影響を及ぼすことがある。したがって、Ｂ添加鋼において安定した靱性及び延性を確保するためには、ＴｉＮを粗大化させないことが不可欠である。しかし、上記の特許文献１においてはＴｉＮの粗大化を抑制することは全く考慮されていない。
【０００６】
特許文献２には、特定量のＴｉを含む化学組成、主相であるフェライトと第２相の平均粒径、及び、第２相の硬さとフェライト相の硬さの比を規定し、熱延鋼板の加工性を高める技術が提案されている。
【０００７】
しかしながら、上記の特許文献２の場合、ＴｉはＴｉＣとして存在して、熱間圧延加熱段階での初期オーステナイト粒を微細化し、更に、以降の熱間圧延過程での動的再結晶を誘起させて細粒組織を得るという目的のためにだけ含有させるものであり、析出強化作用を意図したものではない。このため、上記の特許文献２で提案された技術によって得られる熱延鋼板のＴＳ（引張強さ）は、その実施例に示されているように高々７４０ＭＰａ程度でしかない場合もあり、必ずしも、７５０ＭＰａ以上の高強度を安定して確保できるという技術ではない。
【０００８】
【特許文献１】特開平５−２７１８６５号公報
【０００９】
【特許文献２】特開２０００−１９２１９１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度部材の素材として好適な、JIS Z 2201(1998)に記載の５号板状引張試験片を用いた場合の引張強さ（以下「ＴＳ」ともいう。）が７５０ＭＰａ以上、引張強さ（ＭＰａ）と伸び（以下「ＥＬ」ともいう。）（％）の積である「ＴＳ×ＥＬ」の値が１５５００ＭＰａ・％以上で、しかも、JIS Z 2202(1998)に記載の幅が５ｍｍのサブサイズＶノッチ試験片を用いた場合の破面遷移温度、つまり延性破面率が５０％となる温度（以下「ｖＴｒｓ」ともいう。）が−１５℃以下である熱延鋼材及びその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明の要旨は、下記（１）〜（２）に示す熱延鋼材及び（３）に示す熱延鋼材の製造方法にある。
【００１２】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜２％及びＢ：０．００１〜０．５％を含み、且つ下記の(1)式を満たす化学組成を有する熱延鋼材であって、鋼中に斜方晶構造のＴｉＢ粒子及び立方晶構造のＴｉＣ粒子を含むことを特徴とする熱延鋼材。
【００１３】
２｛（Ｔｉ／４８）−（Ｎ／１４）｝＞（Ｂ／１１）・・・・(1)、
ここで、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を示す。
【００１４】
（２）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜２％、Ｂ：０．００１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎｂ：０〜０．１％及びＶ：０〜０．３％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１％以下、且つ、下記の(1)式を満たす化学組成を有する熱延鋼材であって、鋼中に斜方晶構造のＴｉＢ粒子及び立方晶構造のＴｉＣ粒子を含むことを特徴とする熱延鋼材。
【００１５】
２｛（Ｔｉ／４８）−（Ｎ／１４）｝＞（Ｂ／１１）・・・・(1)、
ここで、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を示す。
【００１６】
（３）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜２％、Ｂ：０．００１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎｂ：０〜０．１％及びＶ：０〜０．３％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．０１％以下、且つ、下記の(1)式を満たす化学組成を有する鋼塊又は鋼片から熱延鋼材を製造する方法であって、１２００℃以上の温度を有する前記の鋼塊又は鋼片の熱間での加工工程に、２０℃／ｓ以上の冷却速度で１１００〜９００℃の温度範囲の温度Ｔ℃まで冷却して１００ｓ-1以下の歪速度で圧下率１０％以上の加工を施す工程を含むことを特徴とする、鋼中に斜方晶構造のＴｉＢ粒子及び立方晶構造のＴｉＣ粒子を含む熱延鋼材の製造方法。
【００１７】
２｛（Ｔｉ／４８）−（Ｎ／１４）｝＞（Ｂ／１１）・・・・(1)、
ここで、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を示す。
【００１８】
なお、本発明でいう「鋼塊」は、JIS G 0203(1984)に規定されているとおり、「鋳片」を含むものをいう。
【００１９】
また、上記の温度及び冷却速度はいずれも、鋼塊又は鋼片の表面におけるものを指す。更に、「圧下率」とは、「板厚減少率」を指し、加工前の板厚をＡ0、加工後の板厚をＡ1として下記(2)式で表される値をいう。
【００２０】
圧下率（％）＝｛（Ａ0−Ａ1）／Ａ0｝×１００・・・・(2)。
【００２１】
以下、上記（１）〜（２）の熱延鋼材に係る発明及び（３）の熱延鋼材の製造方法に係る発明を、それぞれ、本発明（１）〜本発明（３）という。本発明（１）〜本発明（３）を総称して、本発明ということがある。
【発明の効果】
【００２２】
本発明の熱延鋼材は、(1)ＴｉＣによる析出強化、及び、(2)斜方晶構造のＴｉＢ粒子を含むことによる細粒化とＴｉＮの微細分散化を達成することができるので、JIS Z 2201(1998)に記載の５号板状引張試験片を用いた場合のＴＳが７５０ＭＰａ以上で「ＴＳ×ＥＬ」の値が１５５００ＭＰａ・％以上、JIS Z 2202(1998)に記載の幅が５ｍｍのサブサイズＶノッチ試験片を用いた場合のｖＴｒｓが−１５℃以下という良好な強度、靱性及び「強度−延性バランス」が得られる。このため、自動車や各種の産業機械用の高強度構造部材の素材として利用することができる。この熱延鋼材は本発明の方法によって比較的容易に製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
本発明者らは、前記した課題を解決するために、Ｔｉ添加鋼における晶出物や析出物の形態、更には、その安定性等について種々検討を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｊ）の知見を得た。
【００２４】
（ａ）Ｂを添加しないＴｉ添加鋼の場合には、液相から晶出又は高温で析出するＴｉＮが粗大化し、靱性及び延性に悪影響を及ぼすことがある。しかし、ＴｉとＢを複合添加した鋼においては、高温でＴｉ−Ｂ系のＴｉＢ2とＴｉＮが複合して晶出又は析出することがある。そして、ＴｉＢ2が晶出又は析出すると、ＴｉＮの粗大化が抑制される。
【００２５】
（ｂ）しかしながら、高温で晶出又は析出するＴｉＢ2は六方晶構造を有する粗大な粒子であり、靱性及び延性の劣化の原因となる。したがって、良好な靱性及び延性を確保するためには、ＴｉＮの粗大化が抑制された後に鋼中の粗大なＴｉＢ2を消失させるようにする必要がある。
【００２６】
（ｃ）Ｔｉ−Ｂ系の粒子のうちで斜方晶構造を有するＴｉＢは、平均粒径２μｍ以下の球状粒子であり、オーステナイト領域で微細且つ均一に分散するので、再結晶オーステナイト粒の微細化に有効である。
【００２７】
（ｄ）ＴｉとＢを複合添加した鋼で安定に存在するＴｉ−Ｂ系の粒子は六方晶構造を有するＴｉＢ2であり、従来の一般的な熱処理や熱延で製造された鋼においては、ＴｉＢは安定に存在し得ない。しかし、ＴｉＢ2を含む鋼塊又は鋼片に特定の条件で熱間加工を施せば、「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応が生じてＴｉＢ2粒子がＴｉＢ粒子に変化し、ＴｉＢ粒子が鋼中に均一分散するとともにＴｉＢ2粒子は消失するため、粗大なＴｉＢ2粒子の存在に起因する靱性及び延性の低下を防ぐことができる。
【００２８】
（ｅ）「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応で生成するＢは、鋼中に固溶したままであり、前記反応の逆反応が起こってＴｉＢ2粒子が再び形成されたり、新たなＴｉ−Ｂ粒子が形成されることはないので、Ｃと結びついてＴｉＣを形成するＴｉが確保される。
【００２９】
（ｆ）ＴｉＢ粒子は熱間圧延過程での動的再結晶を誘起して、オーステナイト粒を微細化する効果を有するため、ＴｉＢ2粒子がＴｉＢ粒子に形態変化する反応が起これば、靱性及び延性が格段に向上する。
【００３０】
（ｇ）熱間圧延過程及びその後の冷却過程で立方晶構造を有するＴｉＣを微細に分散させることにより、鋼の強度が大きく増加する。
【００３１】
（ｈ）鋼中にＢＮ粒子が含まれると靱性及び延性が低下する。
【００３２】
（ｉ）鋳造の過程又は高温での加熱時に、鋼塊又は鋼片にＴｉＮの粗大化を抑制する作用を有するＴｉＢ2を積極的に晶出又は析出させるためには、鋼中のＴｉ、Ｎ及びＢの含有量について特定の条件を満足させる必要がある。
【００３３】
（ｊ）鋼中のＴｉ、Ｎ及びＢの含有量が上記（ｉ）の特定の条件を満たせば、前記（ｄ）の熱間加工における「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応によってＴｉＢへの形態変化が生じてＴｉＢ2粒子が消失するだけでなく、ＢＮも生じないので良好な靱性及び延性が確保でき、更に、適正量の立方晶構造を有するＴｉＣが析出して高強度も確保できる。なお、ＢＮが生成する温度はＴｉＮやＴｉＢ2が生成する温度と一部重なるが、ＢＮは固溶度が大きいため、鋼中のＴｉ、Ｎ及びＢの含有量が上記（ｉ）の特定の条件を満たす場合にはＢＮが生成することはない。
【００３４】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００３５】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００３６】
（Ａ）鋼中の粒子
熱延鋼材は良好な靱性と延性の確保のために、その鋼中に、鋼塊や鋼片におけるＴｉＮの粗大化抑制作用を有する六方晶構造のＴｉＢ2粒子から、「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応によって形態変化した斜方晶構造のＴｉＢ粒子を含んでいる必要がある。なお、次の「（Ｂ）鋼の化学組成」の項でも述べるように、鋼中のＴｉ、Ｎ及びＢの含有量が前記した(1)式を満たす場合、「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応によってＴｉＢへの形態変化が生じるとＴｉＢ2粒子が消失するので、粗大なＴｉＢ2粒子の存在に起因した靱性及び延性の低下が生じない。更に、ＢＮも生成しないので、ＢＮ粒子の存在に基づく靱性及び延性の低下も生じない。
【００３７】
上記斜方晶構造のＴｉＢ粒子に加えて、熱延鋼材がその鋼中に、立方晶構造のＴｉＣ粒子を含んでおれば、所望の高強度が得られる。
【００３８】
したがって、前記本発明（１）及び本発明（２）においては、熱延鋼材が鋼中に斜方晶構造であるＴｉＢ粒子及び立方晶構造であるＴｉＣ粒子を含む必要がある。
【００３９】
なお、上記のＴｉＢ粒子及びＴｉＣ粒子が鋼中に含まれる量は、質量％で、それぞれ、０．０３〜２．２％と０．０８〜０．６５％であることが好ましい。
（Ｂ）鋼の化学組成
熱延鋼材がその鋼中に前記した斜方晶構造のＴｉＢ粒子及び立方晶構造のＴｉＣ粒子を含むためには、鋼がその化学組成にＣ、Ｔｉ及びＢを含んでいる必要がある。
【００４０】
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、固溶強化及びＴｉと結合して立方晶構造を有するＴｉＣを形成することによる析出強化の２つの作用によって、熱延鋼材の強度を高めるのに有効な元素である。また、Ｃは「オーステナイト／フェライト」変態を支配する重要な元素でもある。しかし、その含有量が０．０５％未満では、ＴＳで７５０ＭＰａ以上という所望の大きな強度が確保できない。一方、０．２０％を超えると、ＴｉＣが粗大化するので、靱性及び延性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０５〜０．２０％とした。なお、Ｃの含有量は０．０７２〜０．１５％とすることが好ましい。
【００４１】
Ｔｉ：０．０１〜２％
Ｔｉは、Ｔｉ−Ｂ系の粒子、つまり、Ｔｉの硼化物であるＴｉＢ2及びＴｉＢ、並びに、ＴｉＣを形成して熱延鋼材の強度、靱性及び延性を高める作用を有する。すなわち、ＴｉＮの粗大化を抑制する作用のある六方晶構造を有するＴｉＢ2を形成することによって、粗大なＴｉＮ粒子の存在に起因した靱性及び延性の低下を防止することができる。また、その後、「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応を起こさせることによって、ＴｉＢ2を消失させるとともに、平均粒径が２μｍ以下の球状粒子でオーステナイト領域において微細且つ均一に分散する斜方晶構造を有するＴｉＢを形成することによって、靱性及び延性を高めることができる。更に、析出強化作用を有する立方晶構造のＴｉＣによって、強度を高めることができる。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０１％未満の場合には、前記のＴｉ−Ｂ系の粒子やＴｉＣ粒子による効果が確保できない。一方、Ｔｉの含有量が２％を超えると、却って靱性及び延性の低下をきたす。したがって、Ｔｉの含有量を０．０１〜２％とした。なお、Ｔｉの含有量は０．０１〜１．５％とすることが望ましい。
【００４２】
Ｂ：０．００１〜０．５％
Ｂは、本発明において最も重要な元素の１つである。すなわち、Ｂは鋳造の過程又は高温での加熱時にＴｉと結合して六方晶構造を有するＴｉＢ2を形成し、ＴｉＮの粗大化を抑制するので、粗大なＴｉＮの存在に起因した靱性及び延性の低下が防止される。更に、ＴｉＢ2を含む鋼塊又は鋼片に特定の条件で熱間加工を施せば、「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応が生じてＴｉＢ2粒子が斜方晶構造を有するＴｉＢ粒子に変化し、ＴｉＢ粒子が鋼中に均一分散するとともにＴｉＢ2粒子が消失するため、粗大なＴｉＢ2粒子の存在に起因する靱性及び延性の低下も防止される。そして、ＴｉＢ粒子によって再結晶オーステナイト粒が微細化するので、靱性及び延性が向上する。しかしながら、Ｂの含有量が０．００１％未満では前記のＴｉＢ2粒子やＴｉＢ粒子による効果が得られない。一方、Ｂの含有量が０．５％を超えると、却って靱性及び延性の低下を招く。したがって、Ｂの含有量を０．００１〜０．５％とした。なお、Ｂの含有量は０．００３〜０．４０％とすることが好ましい。
【００４３】
Ｔｉ、Ｂ及びＮの含有量に関する前記の(1)式：
鋼中のＴｉ、Ｎ及びＢの含有量が前記(1)式を満たせば、鋳造の過程又は高温での加熱時に、鋼塊や鋼片にＴｉＮの粗大化を抑制する作用を有する六方晶構造のＴｉＢ2を晶出又は析出させることができ、また、ＴｉＢ2が含まれる上記の鋼塊又は鋼片に特定の条件で熱間加工を施し、「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応を生じさせて、ＴｉＢ2粒子を斜方晶構造であるＴｉＢ粒子に変化させ、そのＴｉＢ粒子を鋼中に均一分散させるとともにＴｉＢ2粒子を消失させることができ、しかも、靱性及び延性を低下させるＢＮを生じることがないようにでき、更に、適正量の立方晶構造を有するＴｉＣを生成させることもできる。
【００４４】
したがって、前記本発明（１）に係る熱延鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜２％及びＢ：０．００１〜０．５％を含み、且つ前記の(1)式を満たす化学組成を有するものとした。なお、前記(1)式におけるＮは、不純物として鋼に含まれる元素である。
【００４５】
前記本発明（２）に係る熱延鋼材の化学組成は、上記（１）の発明に係る熱延鋼材の化学組成規定に加えて更に、下記の量のＳｉからＶまでの元素を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮが下記の量を満たすものである。
【００４６】
以下、前記本発明（２）において、上記のＳｉからＮまでの各元素の含有量を規定した理由について詳述する。
【００４７】
Ｓｉ：０．０１〜２．０％
Ｓｉは、フェライトを強化するとともにフェライトの延性を高める作用を有する。しかし、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では添加効果に乏しく、一方、２．０％を超えると、却って延性が低下し、また、靱性も低下する。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜２．０％とした。Ｓｉの望ましい含有量は０．０１〜１．０％である。
【００４８】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、固溶強化によってフェライトを強化する作用を有する。また、Ｍｎは「オーステナイト／フェライト」変態を支配する重要な元素である。しかし、その含有量が０．５％未満では十分な効果が得られない。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、靱性及び延性の低下を招く。したがって、Ｍｎの含有量を０．５〜２．０％とした。望ましいＭｎの含有量は０．８〜１．５％である。
【００４９】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０５％
Ａｌは脱酸作用を有し、Ｔｉ酸化物の形成を抑える効果がある。しかし、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．００２％未満では、十分な効果が得られない。一方、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．０５％を超えても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ａｌの含有量をｓｏｌ．Ａｌで０．００２〜０．０５％とした。好ましいｓｏｌ．Ａｌの量は０．０１〜０．０４％である。なお、ｓｏｌ．Ａｌとは、いわゆる「酸可溶Ａｌ」を指す。
【００５０】
Ｎｂ：０〜０．１％
Ｎｂは、添加しなくてもよい。添加すれば、Ｃと結合して微細ＮｂＣを形成し、鋼の強度を向上させるとともに、ＴｉＢの粗大化を抑える作用がある。この効果を確実に得るには、Ｎｂの含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。一方、Ｎｂの含有量が０．１％を超えても、前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｂの含有量を０〜０．１％とした。
【００５１】
Ｖ：０〜０．３％
Ｖは、添加しなくてもよい。添加すれば、Ｃと結合して微細ＶＣを形成し、鋼の強度を向上させるとともに、ＴｉＢの粗大化を抑える作用がある。この効果を確実に得るには、Ｖの含有量は０．１％以上とすることが望ましい。一方、Ｖの含有量が０．３％を超えても、前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｖの含有量を０〜０．３％とした。
【００５２】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として鋼に含まれる元素であり、Ｔｉと結合して粗大なＴｉＮを形成することに加えて、Ｂと結合してＢＮを形成する場合もある。上記の粗大なＴｉＮ、及びＢＮはいずれも靱性及び延性を低下させるため、不純物としてのＮの含有量は少ない方が望ましく、前記本発明（２）においてはその上限の含有量を０．０１％とした。より望ましいＮ含有量の上限は０．００５％である。
【００５３】
前記本発明（１）に係る熱延鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜２％及びＢ：０．００１〜０．５％を含み、且つ、前記の(1)式を満たす化学組成を有する鋼塊又は鋼片に、例えば次のような熱間加工を施すことによって製造することができる。すなわち、１２００℃以上の温度を有する上記の鋼塊又は鋼片の熱間での加工工程に、２０℃／ｓ以上の冷却速度で１１００〜９００℃の温度範囲の温度Ｔ℃まで冷却して１００ｓ-1以下の歪速度で圧下率１０％以上の加工を施す工程を含ませることによって、比較的容易に製造することができる。
【００５４】
前記本発明（２）に係る熱延鋼材は、例えば、前記本発明（３）の方法によって、比較的容易に製造することができる。
【００５５】
以下、本発明（２）に係る熱延鋼材の製造方法の一例である本発明（３）について説明する。
【００５６】
（Ｃ）鋼塊又は鋼片の熱間加工
（Ｃ−１）熱間加工における鋼塊又は鋼片の温度  
熱延鋼材の素材は、鋼塊でも鋼片でもよく、その鋼塊や鋼片が１２００℃以上の温度を有しておりさえすれば、鋳造のままや熱間加工のままでもよいし、一旦１２００℃未満になってから再加熱したものでもよい。鋼塊又は鋼片の温度が１２００℃未満であれば、熱間加工で「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応が生じないので、六方晶構造のＴｉＢ2が存在したままとなる。したがって、粗大なＴｉＢ2粒子の存在に起因する靱性及び延性の低下が生じる。また、前記の反応が生じずＴｉＢが存在しないので、既に述べた斜方晶構造のＴｉＢによる効果も得られない。
【００５７】
なお、上記の温度が、鋼塊や鋼片の表面における温度を指すことは、既に述べたとおりである。そして、前記１２００℃以上の温度を確保させるために鋼塊や鋼片を再加熱する場合には、加熱温度の上限はコスト面から１３５０℃とすることが好ましい。
【００５８】
（Ｃ−２）ＴｉＢ誘起のための熱間加工温度Ｔ（℃）とその温度への冷却速度
熱間加工で「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応を生じさせることによって、つまり、ＴｉＢ2からＴｉＢへの形態変化を生じさせ、ＴｉＢ2を消失させることによって、粗大なＴｉＢ2粒子の存在による靱性及び延性の低下を防止するとともに、既に述べたＴｉＢによる効果を得るためには、１１００〜９００℃の温度範囲にある温度Ｔ（℃）で熱間加工を行う必要があり、しかも、１２００℃以上の温度を有する前記の鋼塊又は鋼片を上記の温度Ｔ（℃）まで２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する必要がある。上記冷却における冷却速度は２０℃／ｓ以上であれば、冷却設備で実現可能な上限の値としてもよいので、特に、上限は設けない。なお、上記の温度及び冷却速度が、鋼塊や鋼片の表面におけるものを指すことは既に述べたとおりである。
【００５９】
（Ｃ−３）ＴｉＢ誘起のための歪速度と圧下率
熱間加工で「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応を生じさせることによって、つまり、ＴｉＢ2からＴｉＢへの形態変化を生じさせ、ＴｉＢ2を消失させることによって、既に述べたＴｉＢの効果を得るためには、先の（Ｃ−２）項で述べた１１００〜９００℃の温度範囲の温度Ｔ（℃）において、１００ｓ-1以下に抑えた歪速度で、圧下率１０％以上の圧下を加える必要がある。なお、歪速度は低ければ低いほど好ましいが、生産性の観点から、その下限は５ｓ-1とするのが望ましい。一方、圧下率は１０％以上であればよく、熱間加工設備の上限の圧下率としてもよいので、特に、上限は設けない。
【００６０】
なお、既に述べたように、「圧下率」とは「板厚減少率」を指し、加工前の板厚をＡ0、加工後の板厚をＡ1として前記(2)式で表される値をいう。但し、上記温度Ｔ（℃）で１００ｓ-1以下に抑えた歪速度で行う加工の圧下率が１０％以上とは、例えば１パス熱延のように１回の加工における圧下率が１０％以上であることを指し、多パス圧延する場合の全圧下率を指すものではない。
【００６１】
熱間での加工工程に上記（Ｃ−１）項から（Ｃ−３）項において述べた工程が含まれておれば、その前後の工程に拘わらず「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応が生じ、ＴｉＢ2を消失させるので、粗大なＴｉＢ2による靱性及び延性の低下を防止できるとともに、既に述べたＴｉＢによる効果が得られる。
【００６２】
したがって、前記本発明（３）においては、１２００℃以上の温度を有する鋼塊又は鋼片の熱間での加工工程に、２０℃／ｓ以上の冷却速度で１１００〜９００℃の温度範囲の温度Ｔ℃まで冷却して１００ｓ-1以下の歪速度で圧下率１０％以上の加工を施す工程を含むこととした。
【００６３】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【実施例】
【００６４】
表１に示す化学組成を有する鋼のスラブに、実験圧延設備を使用して、表２に詳細を示す１パスの低速圧延を行った、すなわち、スラブを１０００℃に加熱した後その温度で１０ｓ-1の歪速度で圧下率１５％の１パス圧延を行うか、或いは、スラブを１２５０℃に加熱した後、５〜５０℃／ｓの冷却速度で８５０〜１０００℃まで冷却し、１０〜２００ｓ-1の歪速度で圧下率１５〜３０％の１パス圧延を行った。いずれの条件のものについても、上記１パスの低速圧延の後、通常の方法で５パスの熱間圧延を行い、冷却および巻き取りをして、板厚が５．２ｍｍの熱延鋼板を得た。
【００６５】
【表１】
2005336548.tif 000002
【００６６】
【表２】
2005336548.tif 000003
【００６７】
このようにして得た厚さが５．２ｍｍの鋼板から各種の試験片を採取し、鋼中の粒子（析出物や介在物）の同定と量の測定、引張特性及びシャルピー衝撃特性を調査した。
【００６８】
鋼中の粒子の同定は、熱延鋼板の板厚中央部を研磨後、ナイタール腐食及びカーボン蒸着を経て得られた抽出レプリカ試料を用い、透過型電子顕微鏡で観察して行った。
【００６９】
また、熱延鋼板を「１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール系電解液」で電解し、得られた残渣を定量分析して求めた量を「鋼中の粒子の総量」とした。
【００７０】
鋼中の粒子のうちＴｉＢの量とＴｉＣの量は次のようにして求めた。
【００７１】
すなわち、先ず、抽出残渣のＸ線回折実験を行ってＴｉＢ、ＴｉＢ2、ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＢＮの生成状況について調査した。その結果、下記の４グループに分類できることがわかった。
【００７２】
グループ（１）：ＴｉＢ、ＴｉＣ及びＴｉＮが全て存在するが、ＴｉＢ2及びＢＮはその双方とも存在しない。
【００７３】
グループ（２）：ＴｉＢ2、ＴｉＣ及びＴｉＮが全て存在するが、ＴｉＢ及びＢＮはその双方とも存在しない。
【００７４】
グループ（３）：ＴｉＢ、ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＢＮが全て存在するが、ＴｉＢ2は存在しない。
【００７５】
グループ（４）：ＴｉＣ及びＴｉＮがいずれも存在するが、ＴｉＢ、ＴｉＢ2及びＢＮはそのいずれもが存在しない。
【００７６】
次に、抽出残渣の化学分析を行い、上記の各グループについて、抽出残渣中でのＴｉ、Ｃ、Ｎ及びＢの量（以下、これらをそれぞれ。「Ｔｉ」、「Ｃ」、「Ｎ」及び「Ｂ」と表記する。）を求めた。
【００７７】
最後に、上記の各グループについて、次に示す（連立）方程式を解いて、ＴｉＢの量とＴｉＣの量を求めた。なお（連立）方程式におけるａ、ｂ、ｃ、ｄ及びｅは、それぞれ、ＴｉＢの量、ＴｉＢ2の量、ＴｉＣの量、ＴｉＮの量及びＢＮの量を意味する。ここで、グループ（２）及びグループ（４）におけるａ（つまり、ＴｉＢの量）は、いずれも０（零）である。
・グループ（１）：
ａ×｛１１／（４８＋１１）｝＝「Ｂ」
ｃ×｛１２／（４８＋１２）｝＝「Ｃ」、
・グループ（２）：
ｃ×｛１２／（４８＋１２）｝＝「Ｃ」、
・グループ（３）：
ａ×｛１１／（４８＋１１）｝＋ｅ×｛１１／（１４＋１１）｝＝「Ｂ」
ｃ×｛１２／（４８＋１２）｝＝「Ｃ」、
ｄ×｛１４／（４８＋１４）｝＋ｅ×｛１４／（１４＋１１）｝＝「Ｎ」
ａ×｛４８／（４８＋１１）｝＋ｃ×｛４８／（４８＋１２）｝＋ｄ×｛４８／（４８＋１４）｝＝「Ｔｉ」
・グループ（４）：
ｃ×｛１２／（４８＋１２）｝＝「Ｃ」。
【００７８】
引張特性は、JIS Z 2201(1998)に記載の５号板状引張試験片を用いて調査した。
【００７９】
更に、シャルピー衝撃特性は、JIS Z 2202(1998)に記載の幅が５ｍｍのサブサイズＶノッチ試験片を用いた場合の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で評価した。
【００８０】
表３に、上記の各種調査結果を示す。なお、表３において「＃」マークの付いた粒子、すなわち、ＴｉＢ2（＃）及びＴｉＮ（＃）は粗大な粒子であることを示す。
【００８１】
また、図１及び図２にそれぞれ、「鋼中の粒子の総量」と「ｖＴｒｓ」との関係、及び「鋼中の粒子の総量」と「ＴＳ×ＥＬ」との関係を整理して示す。
【００８２】
【表３】
2005336548.tif 000004
【００８３】
表３から明らかなように、本発明で定める化学組成と鋼中の粒子を有する試験番号１〜１１の熱延鋼板は、７５０ＭＰａを超える高いＴＳを有している。しかも、鋼中に粒子を総量で０．２０質量％以上含有するにも拘わらず、ｖＴｒｓは−１５℃以下と靱性に優れ、また、「ＴＳ×ＥＬ」の値は１５５００ＭＰａ・％を超えており、「強度−延性バランス」にも優れている。
【００８４】
これに対して、化学組成は本発明で定める条件を満たすものの、鋼中の粒子が本発明で定める規定から外れた試験番号１２〜１５の場合には、所望の靱性（ｖＴｒｓ）と「強度−延性バランス」（「ＴＳ×ＥＬ」）が得られていない。
【００８５】
すなわち、試験番号１２は、スラブ加熱温度が１０００℃と低温である。このため、スラブの温度は当然に１２００℃を下回るので、熱間加工しても「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応による六方晶構造のＴｉＢ2から斜方晶構造のＴｉＢへの形態変化を生じず、熱延鋼板に粗大なＴｉＢ2粒子が残留することになって、靱性及び延性が低下し、所望の靱性（ｖＴｒｓ）と「強度−延性バランス」（「ＴＳ×ＥＬ」）が得られていない。
【００８６】
試験番号１３は、１２５０℃から１パス圧延した１０００℃への冷却速度が５℃／ｓと小さいため、熱間加工しても「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応によるＴｉＢ2からＴｉＢへの形態変化を生じず、熱延鋼板に粗大なＴｉＢ2粒子が残留することになって、靱性及び延性が低下し、所望の靱性（ｖＴｒｓ）と「強度−延性バランス」（「ＴＳ×ＥＬ」）が得られていない。
【００８７】
試験番号１４は、１パス圧延した温度が８５０℃と低い。このため、「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応による六方晶構造のＴｉＢ2から斜方晶構造のＴｉＢへの形態変化を生じず、熱延鋼板に粗大なＴｉＢ2粒子が残留することになって、靱性及び延性が低下し、所望の靱性（ｖＴｒｓ）と「強度−延性バランス」（「ＴＳ×ＥＬ」）が得られていない。
【００８８】
試験番号１５は、１パス圧延時の歪速度が２００ｓ-1と大きい。このため、「ＴｉＢ2→ＴｉＢ＋Ｂ」の反応によるＴｉＢ2からＴｉＢへの形態変化を生じず、熱延鋼板に粗大なＴｉＢ2粒子が残留することになって、靱性及び延性が低下し、所望の靱性（ｖＴｒｓ）と「強度−延性バランス」（「ＴＳ×ＥＬ」）が得られていない。
【００８９】
試験番号１６及び試験番号１７は、鋼がＢを含まず、本発明で規定する化学組成条件から外れるため、所望の靱性（ｖＴｒｓ）と「強度−延性バランス」（「ＴＳ×ＥＬ」）が得られていない。
【００９０】
すなわち、試験番号１６及び試験番号１７の場合には鋼がＢを含有していないので、ＴｉＢ2によるＴｉＮの粗大化を抑制作用が得られない。このためＴｉＮが粗大化して靱性及び延性が低下し、それぞれ、ｖＴｒｓは−８℃及び１５℃で高く、また、「ＴＳ×ＥＬ」は１４５５２ＭＰａ・％及び１１０８９ＭＰａ・％で小さく、いずれも目標に達していない。
【００９１】
試験番号１８〜２１は、鋼が前記(1)式の規定から外れるものであるため、ｖＴｒｓが−５〜３０℃で靱性は低く、しかも、ＴＳが５５２〜５７３ＭＰａと低い。そして、ＴＳが低いので「ＴＳ×ＥＬ」も７４４９〜１４９８５ＭＰａ・％と低い。
【００９２】
すなわち、試験番号１８〜２１の場合には、鋼の化学組成が前記(1)式を満たさないので、過剰なＢがＮと結合してＢＮを形成することになって、靱性及び延性が低下する。更に、粗大なＴｉＣのみが存在して微細なＴｉＣが存在していないので強度が低く、ＴＳ、ｖＴｒｓ及び「ＴＳ×ＥＬ」のすべてが目標に達していない。
【００９３】
なお、図１に示すように、「鋼中の粒子の総量」の増加に伴い靱性が低下する（つまり、ｖＴｒｓが上昇する）傾向にある。しかし、「鋼中の粒子の総量」が同じレベルの場合には、本発明例に係る試験番号１〜１１のｖＴｒｓは、比較例に係る試験番号１２〜２１のｖＴｒｓに比べて４０℃以上低く、靱性に優れることが明らかである。
【００９４】
また、図２に示すように、「鋼中の粒子の総量」の増加に伴い「強度−延性バランス」（「ＴＳ×ＥＬ」）は劣化する傾向にあるが、本発明例に係る試験番号１〜１１の場合には劣化が抑えられており、「強度−延性バランス」に優れることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【００９５】
本発明の熱延鋼材は、JIS Z 2201(1998)に記載の５号板状引張試験片を用いた場合のＴＳが７５０ＭＰａ以上で「ＴＳ×ＥＬ」の値が１５５００ＭＰａ・％以上、JIS Z 2202(1998)に記載の幅が５ｍｍのサブサイズＶノッチ試験片を用いた場合のｖＴｒｓが−１５℃以下という良好な強度、靱性及び「強度−延性バランス」を有するので、自動車や各種の産業機械用の高強度構造部材の素材として利用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００９６】
【図１】実施例における各種熱延鋼板の「鋼中の粒子の総量」と「ｖＴｒｓ」（靱性）との関係を整理して示す図である。
【図２】実施例における各種熱延鋼板の「鋼中の粒子の総量」と「ＴＳ×ＥＬ」（「強度−延性バランス」）との関係を整理して示す図である。
【図１】
2005336548.tif 000005
【図２】
2005336548.tif 000006